DE102014105630A1

DE102014105630A1 - R-T-B-basierter gesinterter Magnet

Info

Publication number: DE102014105630A1
Application number: DE102014105630.2A
Authority: DE
Inventors: c/o TDK Corporation Enokido Yasushi; c/o TDK Corporation Tanaka Daisuke
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2013-04-22
Filing date: 2014-04-22
Publication date: 2014-10-23
Also published as: JP6256140B2; CN104112558B; US20140311290A1; CN104112558A; US9627113B2; JP2014225645A

Abstract

Die vorliegende Erfindung sieht einen Permanentmagneten vor, dessen Koerzitivkraft nicht erheblich geringer ist als jene herkömmlicher R-T-B-basierter Permanentmagneten und verglichen mit diesen ein geringes Gewicht aufweist. Eine Kern-Mantel-Struktur wird für das Hauptphasenkorn durch Hinzufügen von Cu zum R-T-B-basierten Magneten, der das Rohmaterial darstellt, gebildet. Wenn die Massenkonzentration von Y im Kernabschnitt als EY festgelegt ist, die Massenkonzentration von Y im Mantelabschnitt als LY festgelegt ist und die anhand des Verhältnisses R1:Y in der Gesamtzusammensetzung berechnete Massenkonzentration von Y im R2-Fe14-B-Kristallkorn als SY festgelegt ist, beträgt das Verhältnis α zwischen EY und SY (EY/SY) wenigstens 1,1. Demgemäß wird die magnetische Isolation zwischen den Kristallkörnern besser, wodurch verhindert wird, dass die Koerzitivkraft durch das Hinzufügen von Y verringert wird. Ferner macht das Hinzufügen von Y den Magneten leichter.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen seltenerdbasierten Permanentmagneten, insbesondere einen durch selektives Ersetzen eines Teils des R im R-T-B-basierten Permanentmagneten durch Y erhaltenen Permanentmagneten.
HINTERGRUND
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet (R repräsentiert ein Seltenerdelement, T repräsentiert Fe oder Fe, wobei ein Teil davon durch Co ersetzt ist, und B repräsentiert Bor), welcher eine tetragonale Verbindung R₂T₁₄B als Hauptphase aufweist, hat bekanntermaßen ausgezeichnete magnetische Eigenschaften und wurde als ein Beispiel für einen Permanentmagnet mit guten Funktionseigenschaften angesehen, seit er 1982 erfunden wurde (Patentdokument 1: JP Sho59-46008 ).
Insbesondere haben die R-T-B-basierten Magnete, bei denen das Seltenerdelement R aus Nd, Pr, Dy, Ho oder Tb besteht, große magnetische Anisotropiefelder Ha und sind als Materialien für Permanentmagnete bevorzugt. Insbesondere wird der Nd-Fe-B-basierte Magnet, der Nd als Seltenerdelement R aufweist, im Haushalt, in der Industrie, in Fördergeräten und dergleichen weit verbreitet verwendet, weil er ein gutes Gleichgewicht zwischen der Sättigungsmagnetisierung Is, der Curie-Temperatur Tc und dem magnetischen Anisotropiefeld Ha aufweist und in Bezug auf Ressourcenvolumen- und Korrosionsbeständigkeitsprobleme besser ist als R-T-B-basierte Permanentmagnete mit anderen Seltenerdelementen.
Die im Haushalt, in der Industrie, in Fördergeräten und dergleichen verwendeten Motoren, die meistens veränderliche Geschwindigkeiten haben müssen, werden hauptsächlich durch Induktionsmotoren mit einem einfachen Aufbau und niedrigen Preisen durch Wechselrichter betrieben. In letzter Zeit neigt man jedoch, um Energie zu sparen, dazu, den Permanentmagnet-Synchronmotor zu verwenden, der einen höheren Wirkungsgrad aufweist als der Induktionsmotor.
Beim Permanentmagnet-Synchronmotor befindet sich ein Permanentmagnet im Läufer, wobei ein Drittel der Massen des verwendeten Permanentmagneten durch das Seltenerdelement Nd mit einem hohen spezifischen Gewicht (ebenso wie der Nd-Fe-B-basierte Magnet) belegt wird, wodurch infolge des erhöhten Gewichts des Läufers ein erhöhtes Trägheitsmoment hervorgerufen wird. Das heißt, dass die Steuerbarkeit und der Wirkungsgrad beeinträchtigt werden.
Stand der Technik
Patentdokumente

Patentdokument 1: JP59-46008
Patentdokument 2: JP2011-187624

In Bezug auf das R im R-T-B-basierten Magneten ist Y als ein Element bekannt, das leichter als Nd ist. In Patentdokument 2 ist ein Y-T-B-basierter Magnet offenbart, der Y als das Seltenerdelement R im R-T-B-basierten Magneten aufweist. Wenngleich die Y₂-F₁₄-B-Phase mit einem kleinen magnetischen Anisotropiefeld Ha die Hauptphase ist, kann ein Magnet mit einer praktikablen Koerzitivkraft erhalten werden, indem die Anteile von Y und B auf Niveaus erhöht werden, die größer als jene auf der Grundlage der stöchiometrischen Zusammensetzung von Y₂Fe₁₄B sind. Allerdings hat der in Patentdokument 2 offenbarte Y-T-B-basierte Magnet einen HcJ-Wert von etwa 250 bis 350 kA/m. Die magnetischen Eigenschaften dieses Magneten sind viel schlechter als jene des Nd-Fe-B-basierten Magneten, so dass der Y-T-B-basierte Magnet kaum herkömmliche Nd-Fe-B-basierte Magnete für die Verwendung als ein leichter (in Bezug auf das Gewicht) Permanentmagnet für den Permanentmagnet-Synchronmotor ersetzen kann.
ZUSAMMENFASSUNG
Auf der Grundlage der vorstehend erwähnten Probleme strebt die vorliegende Erfindung an, einen leichten (in Bezug auf das Gewicht) Permanentmagneten bereitzustellen, dessen Koerzitivkraft gegenüber den R-T-B-basierten Magneten, die im Haushalt, in der Industrie, in Fördergeräten usw. weit verbreitet verwendet werden, nicht erheblich verschlechtert ist.
Der R-T-B-basierte Permanentmagnet ist ein R-T-B-basierter gesinterter Magnet (wobei Y (Yttrium) und R1 notwendig sind, R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y repräsentiert und T ein oder mehrere Übergangsmetallelemente repräsentiert, die Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentliche Bestandteile enthalten), der Hauptphasenkörner aufweist, wobei die Körner einen Kernabschnitt und einen den Kernabschnitt bedeckenden Mantelabschnitt enthalten. Wenn die Massenkonzentration von Y im Kernabschnitt als EY bezeichnet ist, die Massenkonzentration von Y im Mantelabschnitt als LY bezeichnet ist und die anhand des Verhältnisses R1:Y in der Gesamtzusammensetzung berechnete Massenkonzentration von Y im R₂-Fe₁₄-B-Kristallkorn als SY bezeichnet ist, beträgt das Verhältnis α zwischen EY und SY (α = EY/SY) wenigstens 1,1. Mit einer solchen Struktur wird unter den R-T-B-basierten gesinterten Magneten ein R-T-B-basierter gesinterter Magnet erhalten, der eine hohe Koerzitivkraft und ein geringes Gewicht aufweist.
Die Erfinder haben herausgefunden, dass ein leichter Permanentmagnet erhalten wird, während die hohe Koerzitivkraft beibehalten werden kann, indem Elemente in den Kristallkörnern und an der Kristallkorngrenze im R-T-B-basierten Permanentmagneten gemäß der vorliegenden Erfindung geeignet angeordnet werden, insbesondere indem die Konzentration von Y im Kernabschnitt des Kristallkorns erhöht wird und die Konzentration von Y an der Korngrenze verringert wird. Auf diese Weise wird die vorliegende Erfindung erreicht.
Gemäß der vorliegenden Erfindung hat ein R-T-B-basierter Magnet, bei dem Y hauptsächlich im Kern angeordnet ist und anderes R1 als Y hauptsächlich an der Korngrenze angeordnet ist, verglichen mit dem R-T-B-basierten Magneten, bei dem der gleiche Y Anteil gleichmäßig hinzugefügt wurde, eine höhere Koerzitivkraft. Zusätzlich wird durch Hinzufügen von Y ein Magnet erhalten, der leichter ist als der R-T-B-basierte Magnet ohne Y.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
Die vorliegende Erfindung wird auf der Grundlage der Ausführungsformen detailliert beschrieben. Ferner ist die vorliegende Erfindung nicht durch die folgenden Ausführungsformen und Beispiele beschränkt. Zusätzlich schließen die Elementbestandteile in den folgenden Ausführungsformen und Beispielen jene, die von Fachleuten leicht erdacht werden können, jene, die im Wesentlichen gleich sind, und jene, die ein gleichwertiges Wesen haben, ein. Abgesehen davon können die in den folgenden Ausführungsformen und Beispielen offenbarten Elementbestandteile geeignet kombiniert oder angemessen ausgewählt werden.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 11 bis 18 at% des Seltenerdelements R. Hier enthält das R gemäß der vorliegenden Erfindung Y (Yttrium) und R1 als wesentliche Bestandteile, und R1 repräsentiert wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y. Falls der R-Anteil kleiner als 11 at% ist, wird die R₂T₁₄B-Phase als Hauptphase im R-T-B-basierten gesinterten Magneten nicht ausreichend erzeugt. Auch fällen das weichmagnetische α-Fe und dergleichen aus und die Koerzitivkraft wird erheblich verringert. Falls andererseits der R-Anteil größer als 18 at% ist, wird das Volumenverhältnis der R₂T₁₄B-Phase als die Hauptphase verringert und die Restflussdichte wird reduziert. Ferner reagiert R mit O. Wenn der darin enthaltene O-Anteil zunimmt, wird die R-reiche Phase, die bei der Erzeugung der Koerzitivkraft wirksam ist, verringert, was zur Verringerung der Koerzitivkraft führt.
Gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält das vorstehend erwähnte Seltenerdelement R Y und R1. R1 repräsentiert wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y. Hier könnte R1 auch andere Komponenten enthalten, die vom Ausgangsmaterial abgeleitete Verunreinigungen oder während des Herstellungsprozesses eingemischte Verunreinigungen sind. Falls zusätzlich ein hohes magnetisches Anisotropiefeld als wünschenswert angesehen wird, ist es bevorzugt, dass R1 Nd, Pr, Dy, Ho und/oder Tb ist. Angesichts des Preises der Ausgangsmaterialien und des Problems der Korrosionsbeständigkeit ist Nd bevorzugt. In Bezug auf das Seltenerdelement R liegt das Verhältnis zwischen R1 und Y vorzugsweise im Bereich von 50:50 bis 90:10. Der Grund besteht darin, dass die Koerzitivkraft gewöhnlich abnimmt, falls Y mehr als 50 at% ausmacht, während die Auswirkung auf das geringe Gewicht gewöhnlich abgeschwächt wird, falls der Y Gehalt kleiner als 10% ist.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform enthält 5 bis 8 at% B (Bor). Wenn B weniger als 5 at% ausmacht, kann keine hohe Koerzitivkraft erhalten werden. In einer anderen Hinsicht nimmt die Restmagnetdichte gewöhnlich ab, falls B mehr als 8 at% ausmacht. Demgemäß beträgt die Obergrenze für den B-Anteil 8 at%.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform kann 4,0 at% oder weniger Co enthalten. Co bildet die gleiche Phase wie Fe, hat jedoch Auswirkungen auf die Erhöhung der Curie-Temperatur sowie die Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit der Korngrenzenphase.
Ferner kann der gemäß der vorliegenden Ausführungsform verwendete R-T-B-basierte Permanentmagnet 0,01 bis 1,2 at% Al enthalten. Durch Aufnehmen von Al im erwähnten Bereich kann die Koerzitivkraft erhöht werden.
Ferner wird gemäß der vorliegenden Ausführungsform Y im Kernabschnitt des Kristallkorns durch Hinzufügen von Cu dicht. Insbesondere wird bei der Präparation der Bandgießlegierungen (SC-Legierungen) Y durch Verdicken der Legierungen dicht. Der zugrunde liegende Mechanismus, aus dem Y beim Hinzufügen von Cu oder beim Verdicken der Legierungen dichter wird, ist nicht klar bekannt. Die SC-Legierung wird durch Schmelzen der Rohlegierung und Strömenlassen der geschmolzenen Flüssigkeit in eine abrollende Kupferwalze und anschließendes Abkühlen dort präpariert. Die Legierung wird abgekühlt, falls ihre Dicke höher wird, und die Wachstumsrate des dendritischen R₂T₁₄B-Kristalls wird dementsprechend verringert, wodurch es gefördert werden würde, dass Y dichter wird. Wenngleich es nicht bekannt ist, wie Cu hier funktioniert, wird Y wahrscheinlich wegen der Kombination von Nd und Cu abgestoßen. Cu wird vorzugsweise in einem Anteil von 0,4 Gew.-% oder darüber hinzugefügt. Falls zu viel Cu hinzugefügt wird, nimmt die Koerzitivkraft ab.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform darf andere Elemente enthalten. Beispielsweise können Elemente, wie Zr, Ti, Bi, Sn, Ga, Nb, Ta, Si, V, Ag, Ge und dergleichen, geeignet enthalten sein. Bei einem anderen Aspekt ist es bevorzugt, dass die Verunreinigungselemente, wie O, N (Stickstoff), C (Kohlenstoff) und dergleichen in extremem Maße verringert werden. Insbesondere beträgt der O-Anteil, der die magnetischen Eigenschaften beschädigt, vorzugsweise höchstens 5000 ppm und bevorzugter höchstens 3000 ppm. Dies liegt daran, dass das Volumen der Phase von Seltenerdoxiden als die nicht magnetischen Komponenten zunimmt, falls O in einem hohen Anteil enthalten ist, was zu verringerten magnetischen Eigenschaften führt.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet gemäß der vorliegenden Ausführungsform weist Hauptphasenkörner auf, und die Hauptphasenkörner enthalten einen Kernabschnitt und einen Mantelabschnitt, der den Kernabschnitt bedeckt. Wenn die Massenkonzentration von Y im Kernabschnitt als EY bezeichnet ist, die Massenkonzentration von Y im Mantelabschnitt als LY bezeichnet ist und die anhand des Verhältnisses R1:Y in der Gesamtzusammensetzung berechnete Massenkonzentration von Y im R₂-Fe₁₄-B-Kristallkorn als SY bezeichnet ist, beträgt das Verhältnis α zwischen EY und SY (α = EY/SY) wenigstens 1,1. Beim R-T-B-basierten gesinterten Magneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform schließt R Y (Yttrium) und R1 ein und die Konzentration von Y innerhalb des Kristallkorns (d. h. im Kernabschnitt) kann im Verhältnis dazu erhöht werden. Demgemäß wird die Konzentration von Nd an der Kristallgrenze erhöht und die magnetische Isolation des Kristallkorns wird besser, was zu einer höheren Koerzitivkraft verglichen mit dem herkömmlichen Y-T-B-basierten Magneten führt. Zusätzlich beträgt das Verhältnis β zwischen LY und SY (β = LY/SY) vorzugsweise wenigstens 0,9 und höchstens 1,1. Ferner ist R1 vorzugsweise wenigstens eines von Nd, Pr, Dy, Ho und Tb.
Falls das R₂-Fe₁₄-B-Kristallkorn ohne eine Kern-Mantel-Struktur gleichmäßig gebildet wird, wird die Konzentration von Y in der Korngrenzenphase höher als beim R-T-B-basierten gesinterten Magneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform. Weil Y dazu neigt, in der Korngrenzenphase auszufallen, nimmt die an der Korngrenze zwischen zwei Körnern beim R₂-Fe₁₄-B-Kristallkorn existierende so genannte R-reiche Phase im Verhältnis ab. Falls die R-reiche Phase verringert wird, ist es schwierig, die magnetische Isolation zwischen den R₂-Fe₁₄-B-Kristallkörnern aufrechtzuerhalten, was zu einer verringerten Koerzitivkraft führt.
Andererseits wird selbst dann, wenn das Korn eine Kern-Mantel-Struktur aufweist, die Konzentration von Y an der Korngrenze höher, falls die Konzentration von Y im Mantelabschnitt erheblich verringert wird (β < 0,9). Dementsprechend ist es schwieriger, die magnetische Isolation aufrechtzuerhalten, und die Koerzitivkraft neigt zum Abnehmen. Falls die Konzentration von Y im Mantelabschnitt stark erhöht wird (β > 1,1), nimmt die Koerzitivkraft ab. Dies liegt daran, dass wahrscheinlich die Magnetisierungsumkehrung auftritt, falls das magnetische Anisotropiefeld des Mantelabschnitts des Kristallkorns im R₂-Fe₁₄-B mit einem Koerzitivkraftmechanismus vom Keimbildungstyp klein ist.
Nachstehend werden die bevorzugten Beispiele der Herstellungsverfahren gemäß der vorliegenden Erfindung wie folgt beschrieben.
Bei der Herstellung des R-T-B-basierten Magneten gemäß der vorliegenden Ausführungsform werden die Rohlegierungen präpariert, um den R-T-B-basierten Magneten mit der gewünschten Zusammensetzung zu erhalten. Die Rohlegierungen können durch Bandgießen oder die anderen bekannten Schmelzverfahren unter einem Vakuum oder einer inerten Atmosphäre (vorzugsweise einer Ar-Atmosphäre) hergestellt werden. Beim Bandgießprozess wird die durch Schmelzen der Rohmetalle unter einer nicht oxidierenden Atmosphäre in der Art einer Ar-Atmosphäre erhaltene geschmolzene Flüssigkeit zur Oberfläche der umlaufenden Walze ausgestoßen. Die auf der Walze schnell abgekühlte geschmolzene Flüssigkeit wird schnell zu einer Platte oder einer Lage verfestigt (Squama). Die schnell verfestigte Legierung hat eine homogene Struktur mit einer Kristallgröße von 1 bis 50 μm.
Im Fall des Erhaltens des R-T-B-basierten gesinterten Magneten gemäß der vorliegenden Erfindung wird die Rohlegierung hauptsächlich in einem so genannten Einzellegierungsverfahren unter Verwendung einer Legierungsart für das Herstellen gesinterter Magnete angewendet, sie wird jedoch auch in einem so genannten Mischverfahren unter Verwendung einer Legierung (Niedrig-R-Legierung) mit R₂Fe₁₄B-Kristallkörnern als Hauptkörper und einer Legierung (Hoch-R-Legierung), die einen größeren R-Anteil enthält als die Niedrig-R-Legierung, angewendet.
Die Rohmetalle oder die Rohlegierungen werden entsprechend der Zielzusammensetzung gewogen, und die Rohlegierungen werden durch das Bandgießen unter einem Vakuum oder einer inerten Atmosphäre (vorzugsweise einer Ar-Atmosphäre) erhalten. Die Dicke der Legierung kann durch Ändern der Umlaufrate der Walzen oder der Zufuhrrate der geschmolzenen Flüssigkeit gesteuert werden. Falls die Dicke der Legierung für die Zwecke der vorliegenden Erfindung zu gering ist, wird die Wachstumsrate der dendritischen R₂Fe₁₄B-Kristalle höher, so dass das Y dicht wird. Auch ist es wahrscheinlich, dass eine Abschreckkristallisation stattfindet, so dass die Orientierung verschlechtert wird. Falls die Legierung andererseits zu dick ist, wird der dendritische R₂Fe₁₄B-Kristall dick und groß, was zu einer verringerten Koerzitivkraft führt. Daher beträgt die Dicke der Legierung gemäß der vorliegenden Ausführungsform etwa 0,3 mm bis 0,5 mm.
Die Rohlegierungen werden dem Pulverisierungsprozess unterzogen. Wenn das Mischverfahren verwendet wird, werden die Niedrig-R-Legierung und die Hoch-R-Legierung getrennt pulverisiert oder gemeinsam pulverisiert. Der Pulverisierungsprozess schließt eine Grobpulverisierung und eine Feinpulverisierung ein. Zuerst werden die Rohlegierungen auf eine Teilchengröße von etwa einigen hundert Mikrometern grob pulverisiert. Die Grobpulverisierung wird vorzugsweise unter Verwendung einer Stampfmühle, eines Backenbrechers, einer Braunmühle und dergleichen unter einer inerten Atmosphäre ausgeführt. Vor der Grobpulverisierung ist es effektiv, wenn der Wasserstoff zur Rohlegierung okkludiert wird und dann freigegeben wird, um die Pulverisierung auszuführen. Der Zweck der Wasserstofffreigabebehandlung besteht darin, den Wasserstoff zu verringern, der die Verunreinigung des seltenerdbasierten gesinterten Magneten ist. Der Erwärmungsprozess für die Wasserstoffadsorption wird bei einer Temperatur von wenigstens 200°C, vorzugsweise wenigstens 350°C, gehalten. Die Verweilzeit hängt von der Temperatur, der Dicke der Rohlegierung usw. ab, beträgt jedoch wenigstens 30 Minuten, vorzugsweise wenigstens 1 Stunde. Die Wasserstofffreigabebehandlung wird im Vakuum oder unter einer Ar-Strömung ausgeführt. Ferner sind die Wasserstoffokkludierbehandlung und die Wasserstofffreigabebehandlung nicht notwendig. Die Wasserstoffpulverisierung kann verwendet werden, um die Grobpulverisierung zu ersetzen, so dass die mechanische Grobpulverisierung weggelassen werden kann.
Nach dem Grobpulverisierungsprozess wird die Feinpulverisierung ausgeführt. Während des Feinpulverisierungsprozesses wird hauptsächlich eine Strahlmühle verwendet, um die grob pulverisierten Pulver mit einer Teilchengröße von etwa einigen hundert Mikrometern zu einem fein pulverisierten Pulver mit einer Teilchengröße von 2,5 bis 6 μm, vorzugsweise 3 bis 5 μm, zu pulverisieren. Die Strahlmühle gibt unter einem hohen Druck stehende Inertgase von einer schmalen Düse ab und erzeugt Luftströmungen mit einer hohen Geschwindigkeit. Die grob pulverisierten Pulver werden mit den Luftströmungen mit hoher Geschwindigkeit beschleunigt, wodurch bewirkt wird, dass die grob pulverisierten Pulver aufeinander treffen oder ein Target oder die Wand eines Behälters treffen. In dieser Hinsicht wird die Pulverisierung weiter ausgeführt.
Der Nasspulverisierungsprozess kann auch bei der Feinpulverisierung angewendet werden. Bei der Nasspulverisierung kann eine Kugelmühle, eine Nassmühle oder dergleichen verwendet werden, um die grob pulverisierten Pulver mit einer Teilchengröße von etwa einigen hundert Mikrometern zu fein pulverisierten Pulvern mit einer durchschnittlichen Teilchengröße von 1,5 bis 5 μm, vorzugsweise 2 bis 4,5 μm, zu pulverisieren. Durch Auswählen eines geeigneten Dispergiermediums bei der Nasspulverisierung kann die Pulverisierung ausgeführt werden, während die Magnetpulver nicht dem Sauerstoff ausgesetzt sind, so dass feine Pulver mit einem geringen Sauerstoffgehalt erhalten werden können.
Während der Feinpulverisierung können etwa 0,01~0,3 Gew.-% Fettsäuren oder Ableitungen davon oder Kohlenwasserstoffe hinzugefügt werden, um die Schmiereigenschaft und die Orientierung beim Formen zu verbessern, wobei diese Substanzen beispielsweise Zinkstearat, Kalziumstearat, Aluminiumstearat, Stearinamid, Oleinamid, Ethylenbisisostearinamid als die Stearinsäuren oder Oleinsäuren, Paraffin und Naphthalen als Kohlenwasserstoffe usw. sind.
Die vorstehend erwähnten Feinpulver werden im Magnetfeld geformt.
Der Formungsdruck während des Formprozesses im Magnetfeld kann in den Bereich von 0,3 bis 3 Tonnen/cm², d. h. 30 bis 300 MPa, gelegt werden. Der Formungsdruck kann vom Anfang bis zum Ende konstant sein oder allmählich zunehmen oder abnehmen oder sich unregelmäßig ändern. Je niedriger der Formungsdruck ist, desto besser wird die Orientierung. Falls der Formungsdruck allerdings sehr viel zu niedrig ist, ergeben sich Probleme während der Handhabung infolge der unzureichenden Stabilität des geformten Artikels. In dieser Hinsicht sollte der Formungsdruck aus dem vorstehend erwähnten Bereich gewählt werden. Die relative Enddichte des im Magnetfeld erhaltenen geformten Artikels beträgt gewöhnlich 40 bis 60%.
Das Magnetfeld wird im Bereich von etwa 10 bis 20 kOe (960 bis 1600 kA/m) angelegt. Das angelegte Magnetfeld ist nicht auf das statische Magnetfeld beschränkt, und es kann auch ein gepulstes Magnetfeld sein. Zusätzlich können das statische Magnetfeld und das gepulste Magnetfeld in Kombination verwendet werden.
Dann wird der geformte Artikel unter einem Vakuum oder einer inerten Atmosphäre gesintert. Die Sintertemperatur muss entsprechend solchen Bedingungen wie der Zusammensetzung, des Pulverisierungsprozesses, der Unterschiede der durchschnittlichen Teilchengrößen und der Korngrößenverteilung und dergleichen eingestellt werden. Der geformte Artikel wird bei 1000 bis 1200°C 1 bis 8 Stunden lang gebrannt.
Nach dem Sintern wird der erhaltene gesinterte Körper der Alterungsbehandlung unterzogen. Ein solcher Prozess ist wichtig, um die Koerzitivkraft zu steuern. Wenn die Alterungsbehandlung in zwei Stufen unterteilt wird, ist es wirksam, dass sie eine vorgegebene Zeit bei etwa 800°C und bei etwa 600°C andauert. Falls die thermische Behandlung bei etwa 800°C nach dem Sintern ausgeführt wird, nimmt die Koerzitivkraft zu. Weil die thermische Behandlung bei etwa 600°C die Koerzitivkraft stark erhöht, kann die Alterungsbehandlung zusätzlich bei etwa 600°C ausgeführt werden, wenn eine einstufige Alterungsbehandlung vorgesehen ist.
Wenngleich Ausführungsformen zum bevorzugten Ausführen der vorliegenden Erfindung vorstehend beschrieben wurden, wird die Struktur gemäß der vorliegenden Erfindung beispielsweise durch Erhöhen des Y-Anteils im Kernabschnitt erhalten. In einem solchen Fall kann auch ein Korngrenzendiffusionsverfahren angewendet werden, bei dem R enthaltende Pulver an der Oberfläche des gesinterten Körpers befestigt werden oder die R enthaltende Schicht als ein Film gebildet wird und dann erwärmt wird.
[BEISPIELE]
Nachstehend werden Beispiele und Vergleichsbeispiele verwendet, um die vorliegende Erfindung zu beschreiben. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht auf die folgenden Beispiele beschränkt.
[Beispiele 1 bis 7 und Vergleichsbeispiel 1]
(Testbeispiel 1)
Die Zusammensetzung der Rohlegierung betrug 15,04 mol% R-6,50 mol% B-Fe (Rest) unter Hinzufügung von 0,5 Gew.-% Co, 0,18 Gew.-% Al oder 0,1 Gew.-% Cu oder ohne jede Hinzufügung. Zusätzlich war in Bezug auf R Nd:Y = 90:10 bis 30:70 (mol:mol). Die Rohmetalle oder die Rohlegierungen wurden entsprechend der vorstehend erwähnten Zusammensetzung präpariert und dann durch den Bandgießprozess zu den Platten der Rohlegierung geschmolzen und gegossen. Die Rohlegierung strebte eine Dicke von 0,4 mm an. Dreißig präparierte Legierungsplatten wurden durch ein Mikrometer auf ihre Dicken gemessen, und der Durchschnitt wurde als Dicke der Legierungen verwendet.
Die erhaltenen Platten der Rohlegierung wurden der Wasserstoffpulverisierung unterzogen, um die grob pulverisierten Pulver zu erhalten. Oleinamid wurde als Schmiermittel zu den grob pulverisierten Pulvern hinzugefügt. Danach wurde eine Feinpulverisierung unter der Hochdruck-N₂-Atmosphäre unter Verwendung einer Strahlmühle ausgeführt, um fein pulverisierte Pulver zu erhalten.
Anschließend wurden die fein pulverisierten Pulver in einem Magnetfeld geformt. Genau gesagt wurde das Formen im Magnetfeld von 1200 kA/m (15 kOe) unter einem Druck von 140 MPa ausgeführt, und es wurde dann ein geformter Artikel mit einer Größe von 20 mm × 18 mm × 13 mm erhalten. Die Richtung des Magnetfelds war eine zur Pressrichtung senkrechte Richtung. Als nächstes wurde der erhaltene geformte Artikel bei 1090°C 2 Stunden lang gebrannt. Danach wurde eine Alterungsbehandlung über eine Stunde bei 850°C und eine weitere Stunde bei 530°C bereitgestellt, so dass ein gesinterter Körper erhalten wurde.
Der erhaltene gesinterte Körper wurde in das Epoxidharz eingebettet, und sein Querschnitt wurde poliert. Ein im Handel erhältliches Schleifpapier wurde während des Polierprozesses verwendet. Während des Polierprozesses wurde das Schleifpapier von einem mit einer niedrigen Teilchengrößenzahl zu einem anderen mit einer höheren Teilchengrößenzahl gewechselt. Schließlich wurden eine Polierscheibe und ein Diamantschleifkorn verwendet, um den Polierprozess ohne Wasser und dergleichen auszuführen. Die Komponenten in der Korngrenzenphase würden bei Verwendung von Wasser korrodiert werden.
Die Zusammensetzungsverteilung in den polierten Proben wurde unter Verwendung einer Elektronenstrahlmikrosonde (EPMA) untersucht. Der Kernabschnitt und der Mantelabschnitt im Hauptphasenkorn wurden durch Beobachten der reflektierten Elektronenbilder vom Elektronenmikroskop und der EPMA-Bilder bestimmt. In Bezug auf diese Gegebenheiten wurde eine quantitative Analyse auf mindestens 30 Punkte für jede Gegebenheit angewendet, um die durchschnittliche Zusammensetzung (Massenkonzentration) zu erhalten. Die Massenkonzentration von Y im Kernabschnitt wurde als EY bezeichnet, und die Massenkonzentration von Y im Mantelabschnitt des Kristallkorns wurde als LY bezeichnet.
Der R-T-B-basierte gesinterte Magnet enthielt im Allgemeinen einen größeren R-Anteil als R₂-Fe₁₄-B. Dies liegt daran, dass es schwierig wäre, eine ausreichende Koerzitivkraft nur abhängig von der Hauptphase (d. h. der R₂-Fe₁₄-B-Phase) zu erhalten, welche die magnetische Funktionsweise bereitstellt. Das Hinzufügen eines verhältnismäßig hohen R-Anteils ermöglichte die magnetische Isolation zwischen den Hautphasenkörnern, was zu einer höheren Koerzitivkraft führte. Demgemäß unterschied sich die Zusammensetzung der Hautphasenkörner von jener des die Kristallgrenzen enthaltenden Gesamtmagneten. Die Massenkonzentration von Y in den R₂-Fe1₄-B-Kristallkörnern wurde als SY festgelegt, wobei angenommen wurde, dass das Verhältnis R1:Y in der Gesamtzusammensetzung das Verhältnis R1:Y für R in den R₂T₁₄B-Körnern war. Ferner konnte die Gesamtzusammensetzung durch Analysieren des Magneten selbst durch ICP-AES (plasmaangeregte Atomemissions-Spektrometrie) herausgefunden werden.
Das Verhältnis zwischen EY und SY (d. h. EY/SY) wurde als α bezeichnet. Falls α nahe bei 1 lag, lag die Konzentration von Y im Kernabschnitt nahe bei jener in der Gesamtzusammensetzung, und falls α größer als 1 war, war Y im Kernabschnitt dicht. Das Verhältnis zwischen LY und SY (d. h. LY/SY) wurde als β bezeichnet. Falls β nahe bei 1 lag, lag die Konzentration von Y im Mantelabschnitt nahe bei jener in der Gesamtzusammensetzung, und falls β kleiner als 1 war, wurde Y im Mantelabschnitt selten. Zusätzlich wurde das Verhältnis zwischen EY und LY (d. h. EY/LY) als χ bezeichnet. Falls χ nahe bei 1 war, war die Zusammensetzung innerhalb des Kristallkorns gleichmäßig und wurde die Kern-Mantel-Struktur nicht gebildet. Falls χ größer als 1 war, war Y im Kernabschnitt umso dichter, je größer χ war.
Die Koerzitivkraft (HcJ) dieser Proben wurde durch einen BH-Tracer gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 dargestellt. Das Verhältnis R1:Y, ob beim Einzellegierungsverfahren oder beim Doppellegierungsverfahren, repräsentierte das Molverhältnis zwischen R1 und Y in der präparierten Endlegierung. [Tabelle 1]
Es kann den Beispielen 1 bis 7 entnommen werden, dass die Koerzitivkraft allmählich abnimmt, falls das Y Verhältnis hoch wird, und dass Y im Kernabschnitt dicht wurde, falls der Wert für irgendein α größer als 1 war. Falls β zusätzlich nahe bei 1 lag, war die Konzentration nahe jener in der Gesamtzusammensetzung. In Vergleichsbeispiel 1 war die Zusammensetzung im Kernabschnitt ohne Hinzufügung von Cu im Wesentlichen gleich der Gesamtzusammensetzung. Es zeigte sich jedoch, dass die Y-Konzentration im Mantelabschnitt abnahm und Y in der Kristallgrenze dicht wurde. Dieses Ergebnis zeigte, dass die Koerzitivkraft verglichen mit Beispiel 5 niedriger war, worin die Gesamtzusammensetzung für R gleich war. Dies lag daran, dass Y mit den Kristallkörnern an der Grenze zwischen zwei Körnern schwer zu netzen war und am Tripelpunkt leicht zu verfestigen war. Demgemäß war die magnetische Isolation zwischen Kristallkörnern an der Grenze, wo Y dicht war, nicht ausreichend. In den Beispielen 1 bis 7 wurde die magnetische Isolation zwischen Kristallkörnern leichter, indem Y im Kernabschnitt dicht gemacht wurde, wodurch der Nd-Anteil in der Kristallgrenze erhöht wurde. Es wurde vorhergesagt, dass Y zum Kernabschnitt hin dichter wurde, weil Y durch die Kombination zwischen Nd und Cu abgesondert wurde.
[Beispiele 8 bis 9]
(Testbeispiel 2)
Die Proben wurden wie in Beispiel 1 präpariert, abgesehen davon, dass die Konzentrationen des hinzugefügten Cu 0,2 Gew.-% bzw. 0,3 Gew.-% betrugen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 dargestellt. Y wurde durch Erhöhen der Cu-Konzentration zum Kernabschnitt hin dichter. Auch wurde die Koerzitivkraft erhöht.
[Beispiel 10]
(Testbeispiel 3)
Die Probe wurde wie in Beispiel 1 präpariert, abgesehen davon, dass die Zieldicke der Rohlegierungsplatte 0,5 mm betrug. Das Ergebnis ist in Tabelle 1 dargestellt. Weil die Dicke der Legierung recht hoch war, benötigte die Legierung Zeit zum Abkühlen, wodurch die Dispersion von Y vom dendritischen R₂Fe₁₄B-Kristall zur so genannten R-reichen Phase gefördert wurde. In dieser Hinsicht nahm β leicht ab und nahm demgemäß die Koerzitivkraft ab.
[Beispiel 11]
(Testbeispiel 4)
Die Probe wurde wie in Beispiel 1 präpariert, abgesehen davon, dass R auf Nd:Dy:Y (mol:mol:mol) = 47:3:50 gesetzt wurde. Das Ergebnis ist in Tabelle 1 dargestellt. Die Hinzufügung von Dy erhöhte die Koerzitivkraft, bewirkte jedoch, dass Y ebenso wie in Beispiel 5 zum Kernabschnitt hin dichter war.
[Vergleichsbeispiele 2 bis 3]
(Testbeispiel 5)
Die Proben wurden wie in Beispiel 1 präpariert, abgesehen davon, dass 0,1 Gew.-% V bzw. 0,1 Gew.-% Nd hinzugefügt wurden, um Cu zu ersetzen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 dargestellt. In den Proben, bei denen V oder Nd hinzugefügt wurde, war χ (= EY/LY) fast gleich 1 und wurde die Kern-Mantel-Struktur nicht gebildet. Weil Nd in der Kristallgrenzphase nicht dicht war, war die Koerzitivkraft niedriger als in Beispiel 5.
[Vergleichsbeispiel 4]
(Testbeispiel 6)
Die Probe wurde wie in Beispiel 1 präpariert, abgesehen davon, dass die Zieldicke der Rohlegierungsplatte 0,25 mm betrug. Das Ergebnis ist in Tabelle 1 dargestellt. Der Wert α (= EY/SY) war fast gleich 1, und Y wurde nicht dicht. Es wurde vorhergesagt, dass, falls die Legierung eine geringe Dicke aufwies, es nicht genug Zeit für das Wachstum des dendritischen R₂T₁₄B-Kristalls gab, wodurch nicht bewirkt werden würde, dass Y dicht wird. Dieses Ergebnis zeigte eine geringere Koerzitivkraft als Beispiel 5.
[Vergleichsbeispiel 5]
(Testbeispiel 7)
Die Probe wurde wie in Beispiel 1 präpariert, abgesehen davon, dass kein Cu hinzugefügt wurde und die Zeit für das Brennen 8 Stunden betrug. Das Ergebnis ist in Tabelle 1 dargestellt. Ähnlich zu Vergleichsbeispiel 1 war ohne Hinzufügung von Cu die Zusammensetzung im Kernabschnitt im Wesentlichen gleich der Gesamtzusammensetzung. Weil das Brennen über eine lange Zeit fortgesetzt wurde, dispergierte Nd aus dem Mantelabschnitt zum Kristallgrenzabschnitt. Verglichen mit Vergleichsbeispiel 1 wurde das Y im Mantelabschnitt weiter verringert und wurde in der Kristallgrenze dicht. Y war mit den Kristallkörnern an der Grenze zwischen zwei Körnern schwer zu netzen und am Tripelpunkt leicht zu verfestigen. Demgemäß war die magnetische Isolation zwischen den Kristallkörnern an der Kristallgrenze, wo Y dicht war, nicht ausreichend. Die Koerzitivkraft war verglichen mit Beispiel 5 geringer.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 59-46008 [0002, 0006]
JP 2011-187624 [0006]

Claims

R-T-B-basierter gesinterter Magnet, wobei R Y und R1 als wesentliche Bestandteile enthält, Y Yttrium ist, R1 wenigstens ein Seltenerdelement mit Ausnahme von Y repräsentiert und T wenigstens ein Übergangsmetallelement repräsentiert, das Fe oder die Kombination von Fe und Co als wesentlichen Bestandteil enthält, der R-T-B-basierte gesinterte Magnet Hauptphasenkörner mit einem Kernabschnitt und einem Mantelabschnitt, der den Kernabschnitt bedeckt, umfasst, wobei, wenn die Massenkonzentration von Y im Kernabschnitt als EY bezeichnet ist, die Massenkonzentration von Y im Mantelabschnitt als LY bezeichnet ist und die anhand des Verhältnisses R1:Y in der Gesamtzusammensetzung berechnete Massenkonzentration von Y im R₂-Fe₁₄-B-Kristallkorn als SY bezeichnet ist, das Verhältnis α zwischen EY und SY (EY/SY) wenigstens 1,1 beträgt.
R-T-B-basierter gesinterter Magnet nach Anspruch 1, wobei das Verhältnis β zwischen LY und SY (LY/SY) größer als 0,9 und kleiner als 1,1 ist.
R-T-B-basierter gesinterter Magnet nach Anspruch 1, wobei R1 wenigstens ein ausgewähltes Element aus der Gruppe bestehend aus Nd, Pr, Dy, Ho und Tb ist.